JPH0699765B2 - 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 - Google Patents
冷間塑性加工性に優れたチタン合金Info
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- JPH0699765B2 JPH0699765B2 JP60089847A JP8984785A JPH0699765B2 JP H0699765 B2 JPH0699765 B2 JP H0699765B2 JP 60089847 A JP60089847 A JP 60089847A JP 8984785 A JP8984785 A JP 8984785A JP H0699765 B2 JPH0699765 B2 JP H0699765B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 ［発明の目的］ （産業上の利用分野） この発明は、宇宙航空機用材料，自動車用材料，機械構
造部品用材料，生体材料，一般民需用材料などとして使
用される冷間塑性加工性に優れたチタン合金に関するも
のである。
造部品用材料，生体材料，一般民需用材料などとして使
用される冷間塑性加工性に優れたチタン合金に関するも
のである。
（従来の技術） チタン合金は、鋼と同等の強度をもち、しかも軽量であ
るため、従来から宇宙航空機用材料としてよく使用され
ている。また、最近では、自動車用材料，機械構造部品
用材料，生体材料，一般民需用材料などとしても使用さ
れ始めている。
るため、従来から宇宙航空機用材料としてよく使用され
ている。また、最近では、自動車用材料，機械構造部品
用材料，生体材料，一般民需用材料などとしても使用さ
れ始めている。
チタン合金としては従来より種々の化学組織からなるも
のが開発されているが、これらのうち、Ti−6Al−4V合
金は、機械的性質が安定しており、使いやすい合金であ
るため、最も多く使用されているチタン合金である。し
かしながら、このチタン合金は、変形能の小さい六方晶
の結晶構造をもつα相を80％程度含有するため、25％以
上の冷間加工は困難である。このため、冷間塑性加工性
のよい体心立方晶の結晶構造をもつβ相単相型のチタン
合金が注目されている。このβ相単相型のチタン合金と
しては、例えばTi−11.5％Mo−６％Zr−4.5％Sn,Ti−13
％Ｖ−11％Cr−３％Al,Ti−10％Ｖ−２％Fe−３％Alな
どがある。
のが開発されているが、これらのうち、Ti−6Al−4V合
金は、機械的性質が安定しており、使いやすい合金であ
るため、最も多く使用されているチタン合金である。し
かしながら、このチタン合金は、変形能の小さい六方晶
の結晶構造をもつα相を80％程度含有するため、25％以
上の冷間加工は困難である。このため、冷間塑性加工性
のよい体心立方晶の結晶構造をもつβ相単相型のチタン
合金が注目されている。このβ相単相型のチタン合金と
しては、例えばTi−11.5％Mo−６％Zr−4.5％Sn,Ti−13
％Ｖ−11％Cr−３％Al,Ti−10％Ｖ−２％Fe−３％Alな
どがある。
（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、上記例示した従来のβ相単相型のチタン
合金は、70％程度までの冷間塑性加工は可能であるが、
硬さが約HRC30以上とかなり高いため、冷間鍛造を行う
場合には金型寿命が短く、冷間伸線や冷間圧延を行う場
合にはダイスやロールとの焼付きが起きやすいという問
題点があった。
合金は、70％程度までの冷間塑性加工は可能であるが、
硬さが約HRC30以上とかなり高いため、冷間鍛造を行う
場合には金型寿命が短く、冷間伸線や冷間圧延を行う場
合にはダイスやロールとの焼付きが起きやすいという問
題点があった。
この発明は、このような従来の問題点に着目してなされ
たもので、溶体化処理後の硬さが約HRC25以下とかなり
低く、冷間鍛造を行う場合に金型寿命が長く、また冷間
伸線や冷間圧延を行う場合にダイスやロールとの焼付き
が生じがたく、冷間塑性加工性に優れたβ相単相型のチ
タン合金を提供することを目的としている。
たもので、溶体化処理後の硬さが約HRC25以下とかなり
低く、冷間鍛造を行う場合に金型寿命が長く、また冷間
伸線や冷間圧延を行う場合にダイスやロールとの焼付き
が生じがたく、冷間塑性加工性に優れたβ相単相型のチ
タン合金を提供することを目的としている。
［発明の構成］ （問題点を解決するための手段） この発明によるβ相単相型のチタン合金は、重量％で、
V:8〜25％、Al:0.5〜５％、Cr:1.0％未満、Fe:1.0％以
下、Mn:1.0％以下を含み、さらに必要に応じて、0.01〜
3.0％のREMおよび0.01〜1.0％のCa,S,Se,Te,Pb,Biのう
ちの１種または２種以上を合計で５％以下を含み、残部
実質的にTiよりなり、溶体化処理後の硬さがHRC25以下
であることを特徴とし、冷間塑性加工性に優れたβ相単
相型のチタン合金であることを特徴としている。
V:8〜25％、Al:0.5〜５％、Cr:1.0％未満、Fe:1.0％以
下、Mn:1.0％以下を含み、さらに必要に応じて、0.01〜
3.0％のREMおよび0.01〜1.0％のCa,S,Se,Te,Pb,Biのう
ちの１種または２種以上を合計で５％以下を含み、残部
実質的にTiよりなり、溶体化処理後の硬さがHRC25以下
であることを特徴とし、冷間塑性加工性に優れたβ相単
相型のチタン合金であることを特徴としている。
以下に、この発明による冷間塑性加工性に優れたβ相単
相型チタン合金の成分範囲（重量％）の限定理由につい
て説明する。
相型チタン合金の成分範囲（重量％）の限定理由につい
て説明する。
V:8〜25％ Ｖは本発明において最も重要な元素である。チタン合金
においては、その冷間塑性加工性を良くするためには、
本質的にβ相単相組織とする必要があるが、このような
β相単相組織はβ安定化元素を添加することによって達
成される。このβ安定化元素としては、Mo,V,Ta,Nb,Fe,
Cr,Mnなどの金属元素があるが、これらの中で強度の低
いβ相単相合金となるのはMoとＶを添加した場合だけで
あり、他の元素でβ相単相組織とした場合には硬さがHR
C25よりも大きくなって冷間塑性加工性が低下する。ま
た、Moは融点が高いため製造性が良くないことおよび高
価であることから実用性にとぼしい。
においては、その冷間塑性加工性を良くするためには、
本質的にβ相単相組織とする必要があるが、このような
β相単相組織はβ安定化元素を添加することによって達
成される。このβ安定化元素としては、Mo,V,Ta,Nb,Fe,
Cr,Mnなどの金属元素があるが、これらの中で強度の低
いβ相単相合金となるのはMoとＶを添加した場合だけで
あり、他の元素でβ相単相組織とした場合には硬さがHR
C25よりも大きくなって冷間塑性加工性が低下する。ま
た、Moは融点が高いため製造性が良くないことおよび高
価であることから実用性にとぼしい。
そこで、本発明者は、これら多くのβ安定化元素につい
て数多くの実験を行った結果、Ｖのみが硬さを高くする
ことなく冷間塑性加工性を改善できる元素であることを
見い出した。これらの実験においては、例えば、Ti合金
中へのＶ添加量と溶体化処理後の硬さとの関係を調べ
た。すなわち、ボタンアーク溶解によってTi−4.5％Al
−0.3％CrをベースとしかつＶ含有量を変化させた各種
のチタン合金を溶製し、100gのインゴットを作成したの
ち圧延加工によって直径10mmの直棒とし、これらの直棒
に対して、900℃×0.5時間加熱後水冷の条件で溶体化処
理を施し、この溶体化処理後の硬さおよび冷間塑性加工
性を調べた。
て数多くの実験を行った結果、Ｖのみが硬さを高くする
ことなく冷間塑性加工性を改善できる元素であることを
見い出した。これらの実験においては、例えば、Ti合金
中へのＶ添加量と溶体化処理後の硬さとの関係を調べ
た。すなわち、ボタンアーク溶解によってTi−4.5％Al
−0.3％CrをベースとしかつＶ含有量を変化させた各種
のチタン合金を溶製し、100gのインゴットを作成したの
ち圧延加工によって直径10mmの直棒とし、これらの直棒
に対して、900℃×0.5時間加熱後水冷の条件で溶体化処
理を施し、この溶体化処理後の硬さおよび冷間塑性加工
性を調べた。
第１図に、Ti−4.5％Al−0.3％Cr合金中へのＶの添加量
と溶体化処理後の硬さとの関係を示した。
と溶体化処理後の硬さとの関係を示した。
第１図に示すように、Ｖの添加量が多くなるに従って硬
さが低下し、添加量が８％以上となると目標である硬さ
HRC25以下となる。そして、硬さの低下はＶ添加量が約2
0％まで継続し、これ以上では飽和する。
さが低下し、添加量が８％以上となると目標である硬さ
HRC25以下となる。そして、硬さの低下はＶ添加量が約2
0％まで継続し、これ以上では飽和する。
また、第２図に、直径6mm×長さ11.5mmの試験片を用い
て行った圧縮試験の結果を示す。第２図において、縦軸
の限界圧縮率は、試験片表面に割れが発生した時の歪
（ln［初期高さ（ho）／圧縮後高さ（ｈ）］）であり、
この値が大きいほど冷間塑性加工で割れが生じにくいこ
とを示している。
て行った圧縮試験の結果を示す。第２図において、縦軸
の限界圧縮率は、試験片表面に割れが発生した時の歪
（ln［初期高さ（ho）／圧縮後高さ（ｈ）］）であり、
この値が大きいほど冷間塑性加工で割れが生じにくいこ
とを示している。
第２図に示すように、Ti−4.5％Al中へのＶ添加量を増
大するにしたがって冷間塑性加工性が向上していること
がわかる。
大するにしたがって冷間塑性加工性が向上していること
がわかる。
第１図および第２図に示すように、チタン合金における
Ｖ添加量は、溶体化処理後の硬さを低くし、冷間塑性加
工性を向上させることができるようにする観点から定め
られるが、このＶのより望ましい添加量はβ安定化元素
であるCrの含有量によって定められ、この発明によるチ
タン合金では８〜25％の範囲とした。すなわち、上述か
らも明らかなように、Ｖが８％よりも少ないと、合金中
にα相が残って冷間塑性加工性が悪くなり、25重量％を
超えると、時効硬化しないために使用時に高強度が得ら
れない。
Ｖ添加量は、溶体化処理後の硬さを低くし、冷間塑性加
工性を向上させることができるようにする観点から定め
られるが、このＶのより望ましい添加量はβ安定化元素
であるCrの含有量によって定められ、この発明によるチ
タン合金では８〜25％の範囲とした。すなわち、上述か
らも明らかなように、Ｖが８％よりも少ないと、合金中
にα相が残って冷間塑性加工性が悪くなり、25重量％を
超えると、時効硬化しないために使用時に高強度が得ら
れない。
Al:0.5〜５％ β相単相型のチタン合金は、通常の場合、溶体化処理後
に冷間塑性加工し、次いで時効硬化処理を行って使用す
るが、Alの添加は前記時効処理後の延性を高くする。そ
して、この効果は0.5〜3.5％でとくに良好に認められ
る。
に冷間塑性加工し、次いで時効硬化処理を行って使用す
るが、Alの添加は前記時効処理後の延性を高くする。そ
して、この効果は0.5〜3.5％でとくに良好に認められ
る。
一方、チタン合金の硬さに及ぼすAl添加の影響を調べ
た。すなわち、ボタンアーク溶解によってTi−18％Ｖ−
0.3％CrをベースとしかつAl添加量を変化させた各種の
チタン合金を溶製し、100gのインゴットを作成したのち
圧延加工によって直径10mmの直棒とし、これらの直棒に
対して700℃×0.5時間加熱後水冷の条件で溶体化処理を
施し、この溶体化処理後の硬さを調べた。この結果を第
３図に示す。
た。すなわち、ボタンアーク溶解によってTi−18％Ｖ−
0.3％CrをベースとしかつAl添加量を変化させた各種の
チタン合金を溶製し、100gのインゴットを作成したのち
圧延加工によって直径10mmの直棒とし、これらの直棒に
対して700℃×0.5時間加熱後水冷の条件で溶体化処理を
施し、この溶体化処理後の硬さを調べた。この結果を第
３図に示す。
第３図に示すようにAl含有量が多くなると硬さが増大す
ることが明らかである。したがって、Al添加量が多すぎ
ると硬さのみが高くなって延性の向上が見られなくな
る。
ることが明らかである。したがって、Al添加量が多すぎ
ると硬さのみが高くなって延性の向上が見られなくな
る。
ところで、β相単相型チタン合金を安価に提供するため
には、Ti−６％Al−４％Ｖのスクラップを原料として使
用することが有効である。
には、Ti−６％Al−４％Ｖのスクラップを原料として使
用することが有効である。
そこで、上記したAl添加による延性の向上、硬さの増大
ならびに製造コスト等の関係から、Al添加量は0.5〜５
％の範囲とした。
ならびに製造コスト等の関係から、Al添加量は0.5〜５
％の範囲とした。
Cr:1.0％未満 Crはβ安定化元素であり、基地の結晶構造を体心立方晶
にするのに効果があるが、溶体化処理後の硬さを低くす
るためにはできるだけ少ない方が望ましい。しかし、上
記のようにβ相を安定にする効果を有しているので、1.
0％未満までは許容できる。
にするのに効果があるが、溶体化処理後の硬さを低くす
るためにはできるだけ少ない方が望ましい。しかし、上
記のようにβ相を安定にする効果を有しているので、1.
0％未満までは許容できる。
Fe:1.0％以下、 Mn:1.0％以下、 FeおよびMnはいずれもβ安定化元素であり、基地の結晶
構造を体心立方晶にするのに効果があるが、溶体化処理
後の硬さを低くするためにはできるだけ少ない方が好ま
しい。しかし、上記のようにβ相を安定にする効果は、
Ｖを１とした場合に、Mnは2.4,Feは4.3であっていずれ
もＶより大きく、しかも安価であるので複合添加するこ
とにより経済的な効果が大きいため、各々1.0％までは
許容できる。
構造を体心立方晶にするのに効果があるが、溶体化処理
後の硬さを低くするためにはできるだけ少ない方が好ま
しい。しかし、上記のようにβ相を安定にする効果は、
Ｖを１とした場合に、Mnは2.4,Feは4.3であっていずれ
もＶより大きく、しかも安価であるので複合添加するこ
とにより経済的な効果が大きいため、各々1.0％までは
許容できる。
REM（希土類元素の１種または２種以上:0.01〜3.0％ Ca,S,Se,Te,Pb,Biの１種または２種以上:0.01〜1.0％ REM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biの合計:5％以下 REM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biはいずれもチタン合金の被削性を
改善するのに有効な元素である。
改善するのに有効な元素である。
これらのうち希土類元素REM（とくにSc,Yおよびランタ
ニド系（原子番号57〜71）のもの）は、S,Se,Teなどと
安定な化合物をつくり、介在物を粒状にし、靱延性を改
善し、被削性を向上させる効果がある。そしてこのよう
な効果を得るためには必要に応じて0.01％以上含有させ
る。しかしながら、多量に含有するとチタン合金の耐食
性および強度を低下させるので、3.0％以下とする必要
がある。また、CaはS,Se,Teなどと安定な化合物をつく
り、介在物の形態を制御し、チタン合金の靱延性ならび
に被削性を改善するのに有効であるので、このような効
果を得るためには必要に応じて0.01％以上含有させる。
しかしながら、多量に含有するとチタン合金の耐食性や
疲労強度を低下させるので、1.0％以下とする必要があ
る。さらに、S,Se,Te,Pb,Biは前述のようにチタン合金
の被削性を向上させる元素であり、このような効果を得
るためには必要に応じて0.01％以上含有させる。しか
し、多すぎるとチタン合金の熱間加工性を著しく低下さ
せるので、各々1.0％以下とした。そして、これらの被
削性改善元素であるREM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biの合計量が多
すぎると、チタン合金の耐食性，強度，熱間加工性等を
低下させるので、これらの合計量を５％以下とする必要
がある。
ニド系（原子番号57〜71）のもの）は、S,Se,Teなどと
安定な化合物をつくり、介在物を粒状にし、靱延性を改
善し、被削性を向上させる効果がある。そしてこのよう
な効果を得るためには必要に応じて0.01％以上含有させ
る。しかしながら、多量に含有するとチタン合金の耐食
性および強度を低下させるので、3.0％以下とする必要
がある。また、CaはS,Se,Teなどと安定な化合物をつく
り、介在物の形態を制御し、チタン合金の靱延性ならび
に被削性を改善するのに有効であるので、このような効
果を得るためには必要に応じて0.01％以上含有させる。
しかしながら、多量に含有するとチタン合金の耐食性や
疲労強度を低下させるので、1.0％以下とする必要があ
る。さらに、S,Se,Te,Pb,Biは前述のようにチタン合金
の被削性を向上させる元素であり、このような効果を得
るためには必要に応じて0.01％以上含有させる。しか
し、多すぎるとチタン合金の熱間加工性を著しく低下さ
せるので、各々1.0％以下とした。そして、これらの被
削性改善元素であるREM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biの合計量が多
すぎると、チタン合金の耐食性，強度，熱間加工性等を
低下させるので、これらの合計量を５％以下とする必要
がある。
（実施例） 第１表に示す化学成分のチタン合金をPPC（Plasma Prog
ressive casting）炉で溶製し、造塊後直径50mmの丸棒
に鍛造したのち溶体化処理（800℃×0.5時間加熱保持後
水冷）を施して供試材を作成した。
ressive casting）炉で溶製し、造塊後直径50mmの丸棒
に鍛造したのち溶体化処理（800℃×0.5時間加熱保持後
水冷）を施して供試材を作成した。
次いで、各々の供試材の溶体化処理後の硬さを測定する
と共に、被削性を評価するための被削性試験および冷間
塑性加工性を評価するための圧縮試験を行った。これら
のうち、硬さの測定はロックウエルＣスケールにより行
った。また、被削性試験は第２表に示す条件で行ない、
この条件下での1000mm寿命速度を求め、従来材である６
％Al−４％Ｖ−Ti合金の値を100としたときの比、すな
わちドリル寿命速度比で評価した。さらに、圧縮試験
は、第４図に示すように、直径6mm,高さ（ho）11.5mmの
試験片を高さ（ｈ）まで圧縮するときの変形抵抗を求め
て冷間塑性加工性を評価した。
と共に、被削性を評価するための被削性試験および冷間
塑性加工性を評価するための圧縮試験を行った。これら
のうち、硬さの測定はロックウエルＣスケールにより行
った。また、被削性試験は第２表に示す条件で行ない、
この条件下での1000mm寿命速度を求め、従来材である６
％Al−４％Ｖ−Ti合金の値を100としたときの比、すな
わちドリル寿命速度比で評価した。さらに、圧縮試験
は、第４図に示すように、直径6mm,高さ（ho）11.5mmの
試験片を高さ（ｈ）まで圧縮するときの変形抵抗を求め
て冷間塑性加工性を評価した。
硬さ測定および被削性試験の結果を第１表に示し、圧縮
試験の結果を第５図に示す。
試験の結果を第５図に示す。
第１表に示すように、この発明によるチタン合金（No.1
〜11）はいずれも溶体化処理後の硬さがHRC25以下であ
り、第５図の圧縮試験結果によれば、この発明によるチ
タン合金（No.1〜３）は従来材であるTi−6Al−4V（No.
12）およびTi−13V−11Cr−3Al（No.13）に比較して変
形抵抗がかなり小さく、かつ表面に割れが著しく発生し
にくいことを示している。すなわち、この発明によるチ
タン合金（No.1〜３）は冷間塑性加工性がすこぶる良好
であると共に、第１表に示すようにドリル寿命速度比が
低く、被削性にも優れたものである。また、この発明に
よるチタン合金において、REM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biのうち
の１種以上を添加した合金（No.4〜11）の場合には、第
５図に示したように表面の割れがやゝ発生しやすくなる
ものの、それでも従来材であるTi−6Al−4V（No.12）よ
りも割れが発生しにくく、しかも従来材（No.12,13）に
比べてドリル寿命速度比がかなり高くなり、冷間塑性加
工性のみならず被削性にも著しく優れたものである。
〜11）はいずれも溶体化処理後の硬さがHRC25以下であ
り、第５図の圧縮試験結果によれば、この発明によるチ
タン合金（No.1〜３）は従来材であるTi−6Al−4V（No.
12）およびTi−13V−11Cr−3Al（No.13）に比較して変
形抵抗がかなり小さく、かつ表面に割れが著しく発生し
にくいことを示している。すなわち、この発明によるチ
タン合金（No.1〜３）は冷間塑性加工性がすこぶる良好
であると共に、第１表に示すようにドリル寿命速度比が
低く、被削性にも優れたものである。また、この発明に
よるチタン合金において、REM,Ca,S,Se,Te,Pb,Biのうち
の１種以上を添加した合金（No.4〜11）の場合には、第
５図に示したように表面の割れがやゝ発生しやすくなる
ものの、それでも従来材であるTi−6Al−4V（No.12）よ
りも割れが発生しにくく、しかも従来材（No.12,13）に
比べてドリル寿命速度比がかなり高くなり、冷間塑性加
工性のみならず被削性にも著しく優れたものである。
次に、第１表のNo.7に示したチタン合金の時効硬化特性
を調べた。この結果を第６図に示す。第６図に示すよう
に、このチタン合金は700℃以上で、溶体化処理した後
時効処理を施すことによって硬さが高くなり、時効温度
が400℃の時に硬さの増加は最も大きく、例えば溶体化
処理温度が900℃の場合はHRC16のものがHRC34になり、
溶体化処理後の冷間塑性加工性に優れていると共に、時
効処理後に高強度が得られるものであることが確かめら
れた。そして、溶体化処理後冷間塑性加工した場合は、
冷間塑性加工で硬くなった分だけさらに時効処理後の硬
さは高くなることが確認された。
を調べた。この結果を第６図に示す。第６図に示すよう
に、このチタン合金は700℃以上で、溶体化処理した後
時効処理を施すことによって硬さが高くなり、時効温度
が400℃の時に硬さの増加は最も大きく、例えば溶体化
処理温度が900℃の場合はHRC16のものがHRC34になり、
溶体化処理後の冷間塑性加工性に優れていると共に、時
効処理後に高強度が得られるものであることが確かめら
れた。そして、溶体化処理後冷間塑性加工した場合は、
冷間塑性加工で硬くなった分だけさらに時効処理後の硬
さは高くなることが確認された。
［発明の効果］ 以上説明してきたように、この発明によるβ相単相型の
チタン合金は、重量％で、V:8〜25％、Al:0.5〜５％、C
r:1.0％未満、Fe:1.0％以下、Mn:1.0％以下を含み、さ
らに必要に応じて、0.01〜3.0％のREMおよび0.01〜1.0
％のCa,S,Se,Te,Pb,Biのうちの１種または２種以上を合
計で５％以下を含み、残部実質的にTiよりなるものであ
るから、現用のTi−6Al−4Vに比べて冷間塑性加工性に
著しく優れているものであり、冷間塑性加工を行う場合
に金型寿命が長く、また、冷間伸線や冷間圧延を行う場
合にダイスやロールとの焼付きが生じがたく、部品や製
品の製造性に著しく優れたものである。それゆえ、チタ
ン合金の軽量，耐食性，高強度などの特長を生かすこと
によって、宇宙航空機用材料，自動車用材料，機械構造
用材料，生体材料，一般民需用材料等々の幅広い分野に
おいて使用できるようになり、例えば、より具体的に
は、自動車エンジンのバルブ，バルブリテーナー，バル
ブスプリングや、めがねフレームなどに適用することに
よって、軽量でかつ強靱であることによる使用上のメリ
ットと、製造性が良好なことによるコストメリットとを
得ることができるという非常に優れた効果がもたらされ
る。
チタン合金は、重量％で、V:8〜25％、Al:0.5〜５％、C
r:1.0％未満、Fe:1.0％以下、Mn:1.0％以下を含み、さ
らに必要に応じて、0.01〜3.0％のREMおよび0.01〜1.0
％のCa,S,Se,Te,Pb,Biのうちの１種または２種以上を合
計で５％以下を含み、残部実質的にTiよりなるものであ
るから、現用のTi−6Al−4Vに比べて冷間塑性加工性に
著しく優れているものであり、冷間塑性加工を行う場合
に金型寿命が長く、また、冷間伸線や冷間圧延を行う場
合にダイスやロールとの焼付きが生じがたく、部品や製
品の製造性に著しく優れたものである。それゆえ、チタ
ン合金の軽量，耐食性，高強度などの特長を生かすこと
によって、宇宙航空機用材料，自動車用材料，機械構造
用材料，生体材料，一般民需用材料等々の幅広い分野に
おいて使用できるようになり、例えば、より具体的に
は、自動車エンジンのバルブ，バルブリテーナー，バル
ブスプリングや、めがねフレームなどに適用することに
よって、軽量でかつ強靱であることによる使用上のメリ
ットと、製造性が良好なことによるコストメリットとを
得ることができるという非常に優れた効果がもたらされ
る。
第１図および第２図はTi−4.5％Al−0.3％Crをベースと
したチタン合金のＶ含有量と硬さおよび限界圧縮率との
関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第３図はTi−18
％Ｖ−0.3％Crをベースとしたチタン合金のAl含有量と
硬さとの関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第４図
（ａ）（ｂ）は圧縮試験において用いた試験片の各々圧
縮試験前後の形状を示す説明図、第５図は圧縮試験によ
り求めた各試験片の変形抵抗および変形限界を示すグラ
フ、第６図は時効処理温度による硬さへの影響を調べた
結果の一例を示すグラフである。
したチタン合金のＶ含有量と硬さおよび限界圧縮率との
関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第３図はTi−18
％Ｖ−0.3％Crをベースとしたチタン合金のAl含有量と
硬さとの関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第４図
（ａ）（ｂ）は圧縮試験において用いた試験片の各々圧
縮試験前後の形状を示す説明図、第５図は圧縮試験によ
り求めた各試験片の変形抵抗および変形限界を示すグラ
フ、第６図は時効処理温度による硬さへの影響を調べた
結果の一例を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、V:8〜25％、Al:0.5〜５％、Cr:
1.0％未満、Fe:1.0％以下、Mn:1.0％以下を含み、残部
実質的にTiよりなり、溶体化処理後の硬さがHRC25以下
であることを特徴とする冷間塑性加工性に優れたチタン
合金。 - 【請求項２】重量％で、V:8〜25％、Al:0.5〜５％、Cr:
1.0％未満、Fe:1.0％以下、Mn:1.0％以下を含み、さら
に0.01〜3.0％のREMおよび0.01〜1.0％のCa,S,Se,Te,P
b,Biのうちの１種または２種以上を合計で５％以下を含
み、残部実質的にTiよりなり、溶体化処理後の硬さがHR
C25以下であることを特徴とする被削性および冷間塑性
加工性に優れたチタン合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60089847A JPH0699765B2 (ja) | 1985-04-25 | 1985-04-25 | 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 |
| EP86303107A EP0202791A1 (en) | 1985-04-25 | 1986-04-24 | Titanium alloys |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60089847A JPH0699765B2 (ja) | 1985-04-25 | 1985-04-25 | 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 |
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|---|---|
| JPS61250138A JPS61250138A (ja) | 1986-11-07 |
| JPH0699765B2 true JPH0699765B2 (ja) | 1994-12-07 |
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ID=13982160
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP60089847A Expired - Fee Related JPH0699765B2 (ja) | 1985-04-25 | 1985-04-25 | 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 |
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- 1986-04-24 EP EP86303107A patent/EP0202791A1/en not_active Withdrawn
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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